本发明涉及高强度冷轧钢板及其制造方法，特别是涉及适合作为汽车等的结构部件的零件的高强度冷轧钢板。
背景技术：
近年来，由于环境问题严重，co2排放限制越来越严格，在汽车领域，面对提高油耗效率，车体的轻型化成为了课题。为此，通过将高强度钢板用于汽车部件而进行薄壁化，逐渐应用拉伸强度(ts)为1150mpa以上的钢板。另外，对汽车的结构用零件、增强用零件中使用的高强度钢板还要求成型性优异。特别是对于具有复杂形状的部件的成型，要求伸长率的特性优异。另外，拉伸强度(ts)为1150mpa以上的钢板有可能会因从使用环境浸入的氢而发生延迟断裂(氢脆化)。因此，高强度的冷轧钢板需要冲压成型性(以下，也简称为成型性。)和耐延迟断裂特性优异。
以往，作为兼具成型性和高强度的高强度冷轧钢板，已知有具有铁素体和马氏体的复合组织的双相钢(dp钢)。例如，在专利文献1中，提出了一种冷轧钢板，其将优化了钢成分的ti、nb、mn、ni的添加量而控制了a1和a3相变温度的冷轧钢板在a3相变点以上的温度下进行再结晶退火而得到以平均晶体粒径为3.5μm以下的微细铁素体为主体的微细组织，其表示强度和延展性的平衡的拉伸强度(ts)与伸长率(el)之积(ts×el)为17000mpa·％以上。另外，在专利文献2中，提出了添加质量％为0.08％以上的ti，钢组织由铁素体和马氏体构成，拉伸强度(ts)为590mpa以上的局部延展性优异的zn－al－mg系镀覆钢板及其制造方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本特许第4911122号
专利文献2:日本特开2010－235989号公报
技术实现要素：
然而，在专利文献1记载的技术中，马氏体的面积率为35％以下的钢中虽得到效果，但是对于为了进一步提高拉伸强度(ts)而使马氏体面积率超过35％的钢而言，在γ单相区退火时连接的粗大马氏体即便在退火后也残留，因此得不到充分的微细化效果，得不到高的延展性(伸长率)。此外，在专利文献2记载的技术中，虽然也存在拉伸强度(ts)为1150mpa以上的例子，但达不到能够进行复杂形状的冲压成型程度的伸长率。另外，两篇文献均没有关于耐延迟断裂特性的观点，随着高强度化，例如在用作汽车用的钢板时，有可能会因从自然环境中侵入的氢而发生延迟断裂，而专利文献1、2记载的技术未充分满足作为汽车用钢板所需的要求。
如此地，现有的拉伸强度(ts)为1150mpa以上的高强度钢板中难以既确保成型性优异这样的伸长率又使耐延迟断裂特性优异，实际情况是还未开发出充分满足这些特性(拉伸强度、伸长率、耐延迟断裂特性)的钢板。
因此，本发明的目的在于消除上述现有技术的问题点，提供伸长率、耐延迟断裂特性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。
本发明人等经过深入研究，结果发现为了提高伸长率和耐延迟断裂特性，通过含有特定量的ti和/或nb，并以特定的比率控制铁素体、回火马氏体、未再结晶铁素体的钢板组织的体积分率，且使各钢板组织的晶粒微细化，从而能够使伸长率和耐延迟断裂特性优异。本发明基于上述的观点。
为了确保伸长率，重要的是增加软质铁素体的体积分率。另一方面，为了确保1150mpa以上的拉伸强度(ts)，需要硬质马氏体的存在。但是，如果马氏体的体积分率增加，则马氏体彼此连接，其结果，铁素体独立(被包围)，从而铁素体无法充分帮助延展性。为了消除该问题，重要的是不让马氏体彼此连接，使马氏体独立。另外，氢浸入钢板内时，如果位错密度高的马氏体的体积分率高，则在该马氏体内或铁素体与马氏体的界面，龟裂进展速度加快，耐延迟断裂特性降低。
因此，本发明人等经过深入研究，结果发现为了确保1150mpa以上的拉伸强度(ts)，通过含有特定量的c，能充分提高马氏体的硬度，并且通过添加ti和/或nb，能使铁素体和马氏体的晶粒微细化，控制回火马氏体的体积分率，防止马氏体彼此连接而确保伸长率，加之，通过使ti和/或nb的微细碳化物作为氢的捕获位置发挥功能，则能有助于提高耐延迟断裂特性。ti和/或nb的微细碳化物不仅影响氢的捕获位置，还提高铁素体的硬度，因此也有助于提高拉伸强度(ts)。而且发现通过使直至退火温度为止的升温速度成为最佳的条件而进行加热，从而使晶粒微细化，由该效果，伸长率、耐延迟断裂特性得到提高。并且发现如果未再结晶铁素体为特定的体积分率以下，则不影响伸长率、耐延迟断裂特性的劣化的情况下能使强度上升。
本发明是基于上述的观点而进行的，其主旨如下。
[1]一种高强度冷轧钢板，具有如下成分组成：以质量％计含有c：0.16～0.30％、si：1.2～2.2％、mn：1.5～2.5％、p：0.05％以下、s：0.005％以下、al：0.10％以下、n：0.007％以下，进一步含有ti和nb中的至少一个，ti+nb为0.04～0.15％，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，
并且，具有如下复合组织：含有以体积分率计为45～65％的平均晶体粒径为3μm以下的铁素体、以体积分率计为35～55％的平均晶体粒径为2μm以下的回火马氏体和以体积分率计为5％以下(包括0％)的平均晶体粒径为5μm以下的未再结晶铁素体。
[2]根据上述[1]所述的高强度冷轧钢板，其中，作为上述成分组成，以质量％计进一步含有b：0.010％以下。
[3]根据上述[1]或[2]所述的高强度冷轧钢板，其中，作为上述成分组成，以质量％计进一步含有选自v：0.50％以下、cr：0.50％以下、mo：0.50％以下、cu：0.50％以下、ni：0.50％以下、ca：0.0050％以下、rem：0.0050％以下中的一种以上。
[4]一种高强度冷轧钢板的制造方法，是上述[1]～[3]中任一项所述的高强度冷轧钢板的制造方法，
将钢坯在精轧的结束温度：850～950℃下进行热轧而制成热轧钢板，
在上述热轧结束后1秒以内对上述热轧钢板开始冷却，
作为1次冷却，以80℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至600～700℃的1次冷却停止温度，
作为2次冷却，以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至620℃以下的2次冷却停止温度，其后，
卷取上述热轧钢板，
接下来进行冷轧而制成冷轧钢板，
在对上述冷轧钢板实施连续退火时，
在加热至250～350℃后，
以5～25℃/s的第1平均加热速度加热至660℃，
其后以10℃/s以下的第2平均加热速度加热至680～750℃，
在作为第1均热温度的680～750℃的温度下保持180秒以上后，
作为3次冷却，以1℃/s以上的第3平均冷却速度冷却至650～720℃的3次冷却停止温度，其后，
作为4次冷却，以100～1000℃/s的第4平均冷却速度冷却至100℃以下的4次冷却停止温度，
接下来在作为第2均热温度的100～250℃的温度下保持120～1800秒。
本发明中，高强度冷轧钢板是指拉伸强度(ts)为1150mpa以上的冷轧钢板。
另外，本发明中，延迟断裂是指在将钢板成型加工为零件后，由浸入零件的氢引起的延迟断裂。
另外，本发明中，第1～第4平均冷却速度分别是指由1～4次冷却中的冷却开始温度减去冷却结束温度而得的温度除以冷却时间而得的值。另外，第1、第2平均加热速度分别是指由加热结束温度减去加热开始温度而得的温度除以加热时间而得的值。
根据本发明，能够得到具有1150mpa以上的拉伸强度(ts)且具有高伸长率和伴随高伸长率的优异的成型性的高强度冷轧钢板。另外，该高强度冷轧钢板具有优异的耐延迟断裂特性。根据本发明，例如，能够稳定地得到伸长率为15.0％以上、在25℃的ph＝1的盐酸浸渍环境下负载应力的状态下100小时不发生断裂的伸长率、耐延迟断裂特性优异的高强度冷轧钢板。
具体实施方式
以下，对本发明进行具体说明。本发明的高强度冷轧钢板具有如下成分组成：以质量％计含有c：0.16～0.30％、si：1.2～2.2％、mn：1.5～2.5％、p：0.05％以下、s：0.005％以下、al：0.10％以下、n：0.007％以下，进一步含有ti和nb中的至少一个，ti+nb为0.04～0.15％，剩余部分由fe和不可避免的杂质；并且具有如下复合组织：含有以体积分率计为45～65％的平均晶体粒径为3μm以下的铁素体、以体积分率计为35～55％的平均晶体粒径为2μm以下的回火马氏体和以体积分率计为5％以下(包括0％)的平均晶体粒径为5μm以下的未再结晶铁素体。
首先，对本发明的高强度冷轧钢板的成分组成的限定理由进行说明。以下，成分的“％”表示质量％。
c：0.16～0.30％
c是对钢板的高强度化有效的元素，还有助于本发明中的第2相的回火马氏体的生成，并且提高回火马氏体的硬度。c含量低于0.16％时，难以使回火马氏体的体积分率为35％以上，因此难以使拉伸强度(ts)为1150mpa以上。因此，使c含量为0.16％以上。c含量优选为0.20％以上。另一方面，如果含有超过0.30％的c，则回火马氏体的体积分率和硬度变高，得不到充分的伸长率和耐延迟断裂特性。因此，使c含量为0.30％以下。c含量优选为0.26％以下。
应予说明，本发明中，上述的第2相是指除铁素体以外的相，包括回火马氏体。另外，该第2相可以包括贝氏体、残余奥氏体、珠光体。
si：1.2～2.2％
si使铁素体固溶强化。如果si含量低于1.2％，则无法确保铁素体的体积分率为45～65％，并且使拉伸强度(ts)为1150mpa。因此，使si含量为1.2％以上。si含量优选为1.3％以上。另一方面，如果含有超过2.2％的si，则热轧时在铁素体与奥氏体的混在区域轧制，因此晶体粒径粗大化，得不到充分的伸长率。因此，使si含量为2.2％以下。si含量优选为2.0％以下。
mn：1.5～2.5％
mn是固溶强化的同时使第2相容易生成而有助于高强度化的元素。另外，mn是使奥氏体稳定化的元素。如果mn含量低于1.5％，则无法在退火时使奥氏体的体积分率成为所希望的值并将回火马氏体的体积分率控制在35％以上。因此，使mn含量为1.5％以上。另一方面，如果含有超过2.5％的mn，则回火马氏体的体积分率超过55％，伸长率降低，而且氢浸入钢板内时，粒界的滑动限制增加，在晶粒间界的龟裂容易发展，由此耐延迟断裂特性降低。因此，使mn含量为2.5％以下。mn含量优选为2.3％以下。
p：0.05％以下
p通过固溶强化而有助于高强度化，如果含有超过0.05％的p，则p向粒界的偏析变显著而使粒界脆化，耐延迟断裂特性降低。因此，使p含量为0.05％以下。p含量优选为0.04％以下。
s：0.005％以下
如果含有超过0.005％的s，则mns等硫化物大量生成，成为延迟断裂的龟裂起点，耐延迟断裂特性降低。因此，使s含量为0.005％以下。s含量优选为0.004％以下。另一方面，下限没有特别限制，s含量低于0.0002％的极低s化会导致制钢成本上升。因此，s含量优选为0.0002％以上。
al：0.10％以下
al是脱氧所需的元素，即便含有超过0.10％的al，该脱氧效果也饱和。因此，使al含量为0.10％以下。al含量优选为0.08％以下。另一方面，为了得到该脱氧效果，al含量优选为0.01％以上。
n：0.007％以下
n形成粗大的氮化物，成为延迟断裂的龟裂附近的起点，使耐延迟断裂特性劣化，因此需要抑制n含量。n含量超过0.007％时，得不到所希望的耐延迟断裂特性。因此，使n含量为0.007％以下。n含量优选为0.005％以下。
含有ti、nb中的至少一个，ti+nb为0.04～0.15％
ti是通过形成微细的碳氮化合物而能够有助于强度上升的元素。另外，ti各自在退火加热中以tic的形式析出，使钢板的再结晶温度上升，在退火中从未再结晶的加工铁素体生成奥氏体，由此使钢组织明显微细化。但是，ti含量低于0.04％时不仅该效果小，而且导致组织的不均匀化，使拉伸强度与伸长率之积、即拉伸强度(ts)和伸长率(el)的平衡劣化。此外由于作为氢的捕获位置的功能也不充分，所以耐延迟断裂特性劣化。因此，含有ti和nb中的至少任一方且含有ti时，使ti含量为0.04％以上。另一方面，如果ti含量超过0.15％，则不仅微细化的效果饱和，而且对微细化、强度上升均无益的粗大碳化物在板坯加热后仍残留，因此拉伸强度与伸长率之积、即拉伸强度(ts)和伸长率(el)的平衡劣化。因此，含有ti和nb中的至少任一方且含有ti时，使ti含量为0.15％以下。
另外，nb也是通过形成微细的碳氮化合物而能够有助于强度上升的元素。并且，nb各自在退火加热中以nbc的形式析出，使钢板的再结晶温度上升，在退火中从未再结晶的加工铁素体生成奥氏体，由此使钢组织显著微细化。但是，nb含量低于0.04％时，不仅该效果小，而且导致组织的不均匀化，使拉伸强度与伸长率之积、即拉伸强度(ts)和伸长率(el)的平衡劣化。此外由于作为氢的捕获位置的功能也不充分，所以耐延迟断裂特性劣化。因此，含有ti和nb中的至少任一方且含有nb时，使nb含量为0.04％以上。另一方面，如果nb含量超过0.15％，则不仅微细化的效果饱和，而且对微细化、强度上升均无益的粗大碳化物在板坯加热后仍残留，因此使拉伸强度与伸长率之积、即拉伸强度(ts)和伸长率(el)的平衡劣化。因此，含有ti和nb中的至少任一方且含有nb时，使nb含量为0.15％以下。
上述以外的剩余部分为fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如，可举出sb、sn、zn、co等，作为这些的含量的允许范围，sb：0.01％以下、sn：0.10％以下、zn：0.01％以下、co：0.10％以下。另外，本发明中，即便以通常的钢组成的范围内含有ta、mg、zr，也不损害其效果。
另外，本发明中，在上述的成分的基础上也可以含有1种或者2种以上的以下成分。
b：0.010％以下
b提高淬透性，使第2相容易生成而有助于高强度化，因此可根据需要含有。为了发挥该效果，优选含有0.0003％以上的b。另一方面，即便含有超过0.010％的b，其效果也饱和，因此含有b时，b含量优选为0.010％以下。b含量更优选为0.005％以下。
v：0.50％以下
v通过形成微细的碳氮化合物而有助于强度上升，因此可根据需要含有。为了发挥该效果，优选含有0.01％以上的v。另一方面，即便含有大量的v，超过0.50％的部分的强度上升效果也小，而且还会导致合金成本的增加，含有v时，v含量优选为0.50％以下。
cr：0.50％以下
cr是使第2相容易生成而有助于高强度化的元素，因此可根据需要含有。为了发挥该效果，优选含有0.10％以上的cr。另一方面，如果含有超过0.50％的cr，则回火马氏体过度生成，因此含有cr时，cr含量优选为0.50％以下。
mo：0.50％以下
mo是使第2相容易生成而有助于高强度化、并且生成部分碳化物而有助于高强度化的元素，因此可根据需要含有。为了发挥该效果，优选含有0.05％以上的mo。另一方面，即便含有0.50％的mo，其效果也饱和。因此，含有mo时，mo含量优选为0.50％以下。
cu：0.50％以下
cu是通过固溶强化而有助于高强度化、并且通过使第2相容易生成而有助于高强度化的元素，因此可根据需要含有。为了发挥该效果，优选含有0.05％以上的cu。另一方面，即便含有超过0.50％的cu，其效果也饱和，另外容易产生由cu引起的表面缺陷。因此，含有cu时，cu含量优选为0.50％以下。
ni：0.50％以下
ni与cu同样，也是通过固溶强化而有助于高强度化，并且通过使第2相容易生成而有助于高强度化的元素，因此可根据需要含有。为了发挥该效果，优选含有0.05％以上的ni。另外，如果与cu同时含有ni，则具有抑制由cu引起的表面缺陷的效果，在添加cu时有效。另一方面，即便含有超过0.50％的ni，其效果也饱和，因此含有ni时，ni含量优选为0.50％以下。
ca：0.0050％以下
ca使硫化物的形状球状化，有助于改善硫化物对伸长率的不良影响，因此可根据需要含有。为了发挥该效果，优选含有0.0005％以上的ca。另一方面，如果含有超过0.0050％的ca，则其硫化物使弯曲性劣化。因此，含有ca时，ca含量优选为0.0050％以下。
rem：0.0050％以下
rem也与ca同样地使硫化物的形状球状化，有助于改善硫化物对伸长率的不良影响，因此可根据需要含有。为了发挥该效果，优选含有0.0005％以上的rem。另一方面，即便含有超过0.0050％的rem，其效果也饱和。因此，含有rem时，rem含量优选为0.0050％以下。
接下来，对本发明的高强度冷轧钢板的组织进行详细说明。本发明的高强度冷轧钢板具有铁素体、回火马氏体。另外，本发明的高强度冷轧钢板可以具有未再结晶铁素体。铁素体的平均晶体粒径为3μm以下，体积分率在45～65％的范围。另外，回火马氏体的平均晶体粒径为2μm以下，体积分率在35～55％的范围。此外，未再结晶铁素体的平均晶体粒径为5μm以下，体积分率为5％以下(包括0％)。这里提及的体积分率是相对于钢板整体的体积分率，以下相同。
如果上述的铁素体的体积分率低于45％，则难以确保钢板的伸长率。因此，使铁素体的体积分率的下限为45％。铁素体的体积分率优选超过50％。另外，如果上述的铁素体的体积分率超过65％，则即便回火马氏体变硬也难以确保1150mpa以上的拉伸强度(ts)。因此，铁素体的体积分率为65％以下。铁素体的体积分率优选为60％以下。另外，铁素体的平均晶体粒径超过3μm时，难以实现基于晶粒微细化的拉伸强度(ts)的提高。因此，使铁素体的平均晶体粒径为3μm以下。铁素体的平均晶体粒径优选为2.5μm以下。
上述的回火马氏体的体积分率低于35％时，即便提高回火马氏体的硬度也难以确保1150mpa以上的拉伸强度(ts)，因此使其下限为35％。另一方面，如果回火马氏体的体积分率超过55％，则回火马氏体彼此容易连接，得不到充分的伸长率。因此，回火马氏体的体积分率为55％以下。回火马氏体的体积分率优选为50％以下。另外，回火马氏体的平均晶体粒径超过2μm时，即便使回火马氏体的体积分率为35～55％，回火马氏体彼此也连接，伸长率降低。因此，使回火马氏体的平均晶体粒径为2μm以下。回火马氏体的平均晶体粒径优选为1.5μm以下。
另外，受含有ti和/或nb的影响，根据退火温度和退火时间有时生成未再结晶铁素体。未再结晶铁素体由于位错密度高而有助于拉伸强度(ts)的上升，但与伸长率无关。如果未再结晶铁素体的平均晶体粒径为5μm以下，则能够防止周围的回火马氏体的连接。因此，使未再结晶铁素体的平均晶体粒径为5μm以下。另外，如果未再结晶铁素体的体积分率超过5％，则难以确保伸长率。因此，使未再结晶铁素体的体积分率为5％以下(包括0％)。未再结晶铁素体的体积分率优选为3％以下，更优选为1％以下。
另外，本发明的高强度冷轧钢板中，除铁素体、回火马氏体、未再结晶铁素体以外，有时生成残余奥氏体或珠光体，但只要满足上述的铁素体、回火马氏体、未再结晶铁素体的体积分率、平均晶体粒径，就能够实现本发明的目的。但是，优选残余奥氏体和珠光体的体积分率合计为3％以下。另外，本发明的高强度冷轧钢板可以具有贝氏体。具有贝氏体时，优选残余奥氏体、珠光体和贝氏体的体积分率合计为3％以下。
应予说明，上述的钢板的复合组织例如可以使用sem(扫描式电子显微镜)观察。具体而言，首先，对与钢板的轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，用硝酸酒精溶液(含有硝酸的乙醇溶液)腐蚀。接下来，用扫描式电子显微镜拍摄倍率2000倍的组织照片，在得到的组织照片数据中通过图像解析抽取所希望的区域，使用图像解析软件(mediacybernetics公司制，image－prover.7)，判定出铁素体、回火马氏体、未再结晶铁素体、珠光体、残余奥氏体或者贝氏体。
对于铁素体、回火马氏体、未再结晶铁素体，上述的所希望的体积分率可以利用点计数法(基于astme562－83(1988))测定面积率，将其面积率作为体积分率。另外，对于铁素体、回火马氏体、未再结晶铁素体，可以从钢板组织照片计算当量圆直径，将它们的值进行平均而求出上述的所希望的平均晶体粒径。
对于铁素体、回火马氏体、未再结晶铁素体，上述的所希望的体积分率、平均晶体粒径可以通过含有ti和nb中的至少一个和/或控制热轧后的钢板组织而调整。
接下来，对本发明的高强度冷轧钢板的制造方法进行说明。
在本发明的高强度冷轧钢板的制造方法中，将具有上述成分组成(化学成分)的钢坯在精轧的结束温度：850～950℃下进行热轧而制成热轧钢板，在热轧结束后1秒以内对热轧钢板开始冷却，作为1次冷却，以80℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至600～700℃的1次冷却停止温度，作为2次冷却，以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至620℃以下的2次冷却停止温度，其后卷取热轧钢板，接下来进行冷轧而制成冷轧钢板，在对冷轧钢板实施连续退火时，在加热至250～350℃后，以5～25℃/s的第1平均加热速度的范围加热至660℃，其后以10℃/s以下的第2平均加热速度加热至680～750℃的温度区域，在作为第1均热温度的680～750℃的温度下保持180秒以上后，作为3次冷却，以1℃/s以上的第3平均冷却速度冷却至650～720℃的3次冷却停止温度，其后，作为4次冷却，以100～1000℃/s的第4平均冷却速度冷却至100℃以下的4次冷却停止温度，接下来在作为第2均热温度的100～250℃的温度下保持120～1800秒。
[热轧工序]
在热轧工序中，可以对具有上述成分组成(化学成分)的铸造后的钢坯不进行再加热而直接在1150～1300℃开始热轧，或者再加热至1150～1300℃后，开始热轧。为了防止成分的宏观偏析，优选用连续铸造法制造所使用的钢坯，但也可以利用铸锭法、薄板坯铸造法来制造。本发明中，除了使用在制造钢坯之后暂时冷却至室温，其后再次加热的现有方法以外，还可以使用不进行冷却而直接将温片装入加热炉、或者进行保热后立即轧制、或者铸造后直接轧制的直送轧制·直接轧制等节能工序，这些均无问题。
(热轧开始温度：1150～1300℃)
热轧中，可以首先对钢坯进行粗轧。如果热轧开始温度低于1150℃则有时轧制负载增大，生产率降低。另一方面，热轧开始温度高于1300℃时，有时加热成本增大。因此，热轧开始温度优选为1150～1300℃。
(精轧的结束温度：850～950℃)
热轧中，在对钢坯进行粗轧后，可以进行精轧而得到热轧钢板。热轧通过钢板内的组织均匀化、减少材质的各向异性而提高退火后的伸长率。如果精轧的结束温度低于850℃，则无法在奥氏体单相区结束热轧。另一方面，精轧的结束温度超过950℃时，热轧组织变得粗大，退火后得不到充分的特性。因此，使精轧的结束温度为850～950℃。
(1次冷却)
在本发明的高强度冷轧钢板的制造方法中，对热轧钢板在上述的精轧的结束后1秒以内开始冷却，首先，作为1次冷却，以80℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至600～700℃。
精轧结束后，为了得到退火工序中的晶粒的微细化的效果，需要使tic和/或nbc微细地析出。因此，对热轧钢板在精轧的结束后1秒以内开始冷却，作为1次冷却，以80℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至600～700℃的1次冷却停止温度。第1平均冷却速度低于80℃/s时，在1次冷却中开始铁素体相变，因此热轧钢板的钢板组织变得不均质，退火后得不到所希望的伸长率。另外，1次冷却停止温度低于600℃时，贝氏体等低温生成相不均匀地生成，因此退火后得不到充分的伸长率。另一方面，1次冷却停止温度超过700℃时，珠光体过度生成，热轧钢板的钢板组织变得不均质，晶粒粗大化，退火后的伸长率降低。因此，在精轧后的1次冷却中，以80℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至600～700℃的1次冷却停止温度。1次冷却停止温度优选为650℃以上。
(2次冷却)
在本发明的高强度冷轧钢板的制造方法中，在上述的1次冷却之后，将热轧钢板以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至620℃以下的2次冷却停止温度作为2次冷却。在该2次冷却中，低于第2平均冷却速度：5℃/s和/或超过2次冷却停止温度：620℃的冷却使钢板内析出的tic和/或nbc粗大化，不利于退火时的晶粒的微细化，因此钢板的伸长率降低。因此，在2次冷却中，以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至620℃以下的2次冷却停止温度。
(卷取)
在本发明的高强度冷轧钢板的制造方法中，在上述的2次冷却之后，进行热轧钢板的卷取。卷取温度超过620℃时，有时钢板内析出的tic和/或nbc粗大化，对退火时的晶粒微细化没作用。因此，卷取温度的上限优选为620℃。卷取温度更优选为600℃以下。卷取温度的下限也没有特别限定，如果卷取温度低于400℃，则硬质的马氏体过度生成，冷轧负载增大，因此优选为400℃以上。
[酸洗工序]
在本发明的高强度冷轧钢板的制造方法中，在上述的热轧工序后，可以对热轧钢板实施酸洗。优选通过酸洗除去热轧钢板表层的氧化皮。酸洗方法没有特别限定，可以根据常规方法实施。
[冷轧工序]
在本发明的高强度冷轧钢板的制造方法中，在上述的酸洗后，进行轧制成规定板厚的冷轧板的冷轧，得到冷轧钢板。冷轧方法没有特别限定，可以用常规方法实施。
[退火工序]
在本发明的高强度冷轧钢板的制造方法中，在上述的冷轧后，对冷轧钢板进行退火。在退火工序中，需要进行再结晶的同时为了高强度化而在钢板组织形成铁素体、回火马氏体。因此，在退火工序中加热至250～350℃后，以5～25℃/s的第1平均加热速度的范围加热至660℃，其后以10℃/s以下的第2平均加热速度加热至680～750℃的温度区域，在作为第1均热温度的680～750℃的温度下保持180秒以上后，作为3次冷却，以1℃/s以上的第3平均冷却速度冷却至650～700℃的3次冷却停止温度，其后作为4次冷却，以100～1000℃/s的第4平均冷却速度冷却至100℃以下的4次冷却停止温度，接下来在作为第2均热温度的100～250℃的温度下保持120～1800秒。
(加热至250～350℃)
加热至因退火而开始再结晶的250～350℃的温度的方法没有特别限定，可以根据常规方法实施。应予说明，这里的加热可以从室温(0～35℃)开始。
(直至660℃为止的第1平均加热速度：5～25℃/s)
在本发明的高强度冷轧钢板的制造方法的退火工序中，在上述的加热后，控制直至660℃为止的第1平均加热速度。由此，在加热至两相区之前，生成再结晶的铁素体的核，且再结晶的铁素体的核的生成比核的粗大化快，能够使粒生长而使退火后的晶粒微细化。如果使第1平均加热速度超过25℃/s而进行加热，则再结晶难以进行，未再结晶铁素体过度残留在最终的钢板组织中，伸长率不足。因此，使第1平均加热速度的上限为25℃/s。另外，如果使第1平均加热速度低于5℃/s而进行加热，则铁素体粗大化而得不到规定的平均晶体粒径。因此，使第1平均加热速度为5℃/s以上。第1平均加热速度优选为7℃/s以上。
(直至第1均热温度(680～750℃)为止的第2平均加热速度：10℃/s以下)
在660℃为止，生成微细的铁素体，在变成ac1点以上的温度即变成两相区的温度下，奥氏体的核开始生成。加热至660℃后，为了使再结晶化在所希望的范围结束，使直至第1均热温度(680～750℃)为止的第2平均加热速度为10℃/s以下。第2平均加热速度超过10℃/s时，奥氏体的核优先生成，未再结晶铁素体过度残留在最终的钢板组织中而延展性变不足，因此使第2平均加热速度的上限为10℃/s。第2平均加热速度的下限没有特别限制，但低于0.5℃/s时铁素体有可能粗大化。因此，第2平均加热速度优选为0.5℃/s以上。
(第1均热温度(保持温度)：680～750℃)
第1均热温度是铁素体和奥氏体这两相区的温度区域。低于680℃时无法到达两相区，得不到1150mpa以上的拉伸强度(ts)。因此，使第1均热温度的下限为680℃。如果第1均热温度超过750℃，则回火马氏体的体积分率变高，回火马氏体相连接。因此，使第1均热温度为750℃以下。
(在第1均热温度下的保持时间：180秒以上)
在上述的第1均热温度：680～750℃下，为了进行再结晶和使一部分奥氏体相变，保持时间需要为180秒以上。在第1均热温度下的保持时间低于180秒时，未再结晶铁素体变多，伸长率降低。在第1均热温度下的保持时间的上限没有特别限定，为了抑制在第1均热温度下的保持导致的能量消耗，优选为3600秒。
(3次冷却)
在本发明的高强度冷轧钢板的制造方法中，在上述的第1均热温度下的保持后进行的3次冷却中的3次冷却停止温度低于650℃和/或第3平均冷却速度低于1℃/s时，铁素体的体积分率增加，珠光体过度生成，因此得不到所希望的体积分率。另一方面，如果3次冷却停止温度超过720℃，则铁素体的体积分率减少，得不到充分的伸长率。因此，作为该3次冷却，以1℃/s以上的第3平均冷却速度冷却至650～720℃的3次冷却停止温度。另外，为了使c和mn在奥氏体中充分浓化，上述的第3平均冷却速度优选为100℃/s以下。3次冷却停止温度优选为720℃以下。
(4次冷却)
在本发明的高强度冷轧钢板的制造方法中，在上述的3次冷却后进行的4次冷却中，如果使第4平均冷却速度低于100℃/s而进行冷却，则贝氏体和残余奥氏体过度生成，因此得不到所希望的体积分率。另一方面，如果第4平均冷却速度大于1000℃/s，则可能因冷却而产生钢板的收缩裂纹。另外，如果4次冷却停止温度超过100℃，则不能充分进行马氏体相变，因此拉伸强度(ts)不足。因此，作为该4次冷却，以100～1000℃/s的第4平均冷却速度冷却至100℃以下的4次冷却停止温度。应予说明，作为4次冷却，优选进行水淬。
(回火)
在上述的4次冷却后，对冷轧钢板进行回火处理。该回火处理是为了得到高韧性的回火马氏体，防止延迟裂纹等而进行的。回火温度低于100℃时，回火马氏体的韧性不充分，有延迟裂纹的可能性。另一方面，如果回火温度超过250℃，则不仅导致用于再加热的成本增加，有时还导致拉伸强度(ts)降低，无法得到所希望的效果。由此，为了回火马氏体，使回火温度(以下，也记为第2均热温度。)为100～250℃。
另外，如果在第2均热温度下的保持时间(以下，也记为回火时间。)少于120秒，则保持温度下的马氏体的改质化不能充分发生，无法期待成型性的提高效果。另一方面，如果在第2均热温度下的保持时间超过1800秒，则马氏体的软质化过度进行，因此得不到1150mpa以上的拉伸强度(ts)，而且再加热时间的增加导致制造成本的增加。因此，使在第2均热温度下的保持时间为120～1800秒。应予说明，在第2均热温度下保持后的冷却方法和速度没有限定。
另外，可以在退火后实施调质轧制。伸长率的优选范围为0.1％～2.0％。
应予说明，只要在本发明的范围内，在退火工序中，可以实施热浸镀锌而制成热浸镀锌钢板，另外，在热浸镀锌后可以实施合金化处理而制成合金化热浸镀锌钢板。此外可以对本冷轧钢板进行电镀而制成电镀钢板。
实施例
以下，对本发明的实施例进行说明。但是，本发明不受下述实施例限制，也可以在可适合本发明的主旨的范围内适当加入变更而实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
将具有表1所示的成分组成且剩余部分由fe和不可避免的杂质构成的钢用转炉熔炼，用连续铸造法制成钢坯，冷却至室温后，将得到的板坯进行再加热，使热轧开始温度为1250℃，在表2所示的精轧的结束温度(fdt)下进行热轧，制成热轧钢板后，以表2所示的冷却开始时间开始冷却，在表2所示的条件下，作为1次冷却，以第1平均冷却速度(冷却速度1)冷却至1次冷却停止温度(tq1)后(1次冷却)，以第2平均冷却速度(冷却速度2)冷却至2次冷却停止温度(tq2，卷取温度(ct))(2次冷却)，在该卷取温度(ct)下进行卷取。
接下来，将得到的热轧钢板进行酸洗后，实施冷轧，制造冷轧钢板。
其后，从室温(25℃)加热至300℃，以表2所示的第1平均加热速度(c1)加热至660℃，以表2所示的第2平均加热温度(c2)加热至均热温度，以表2所示的第1均热温度和第1均热时间(第1保持时间)退火后，以表2所示的第3平均冷却速度(冷却速度3)冷却至3次冷却停止温度(tq3)(3次冷却)，其后，以表2所示的第4平均冷却速度(冷却速度4)冷却至4次冷却停止温度(tq4)(4次冷却)，其后，加热至表2所示的回火温度(第2均热温度)，以表2所示的回火时间(第2保持时间)保持，冷却至室温。
利用sem(扫描式电子显微镜)、tem(透射式电子显微镜)、fe－sem(场发射扫描电子显微镜)观察钢板组织，决定铁素体、回火马氏体、未再结晶铁素体的钢组织以及除它们以外的钢组织的种类。
钢板的铁素体、回火马氏体、未再结晶铁素体的体积分率如下求出：对与钢板的轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，用3％硝酸酒精溶液腐蚀，使用sem(扫描式电子显微镜)以2000倍的倍率观察，使用mediacybernetics公司的image－pro求出。具体而言，利用点计数法(基于astme562－83(1988))，测定面积率，将该面积率作为体积分率。铁素体、回火马氏体、未再结晶铁素体的平均晶体粒径如下求出：可以使用上述的image－pro，获取预先从钢板组织照片中识别出各个铁素体、回火马氏体、未再结晶铁素体的晶粒的照片，算出各相的面积，算出其当量圆直径，将这些值进行平均而求出。另外，贝氏体、残余奥氏体的组织的平均晶体粒径是使用上述的image－pro，从钢板组织照片算出当量圆直径，将这些值进行平均而求出的。
从制造的钢板从轧制直角方向以成为长边方向(拉伸方向)的方式采取jis5号拉伸试验片，通过拉伸试验(jisz2241(1998))，测定拉伸强度(ts)、伸长率(el)。
作为耐延迟断裂特性，使用以得到的冷轧钢板的轧制方向为长边切断成30mm×100mm并对端面进行研削加工而成的试验片，以冲头前端的曲率半径10mm对试验片实施180°弯曲加工。用螺栓对实施了该弯曲加工的试验片产生的回弹进行紧固以使内侧间隔成为20mm，从而对试验片负载应力后，浸渍在25℃、ph＝1的盐酸中，测定产生断裂为止的时间，最长测定100小时。将100小时以内试验片不产生龟裂的情况记为○，将试验片产生龟裂的情况记为×。
将测定的钢板组织、拉伸强度(ts)、伸长率(el)、耐延迟断裂特性的测定结果示于表3。
根据表3所示的结果，确认了本发明例均具有如下复合组织：含有以体积分率计为45～65％的平均晶体粒径为3μm以下的铁素体、以体积分率计为35～55％的平均晶体粒径为2μm以下的回火马氏体，剩余部分是以体积分率计为5％以下的平均晶体粒径为5μm以下的未再结晶铁素体，其结果，得到1150mpa以上的拉伸强度(ts)和15.0％以上的伸长率(el)这样的良好的成型性，在延迟断裂特性评价试验中100小时不发生断裂，具有优异的耐延迟断裂特性。
另一方面，比较例12、15、17中，铁素体的平均晶体粒径超过3.0μm，另外，回火马氏体的平均晶体粒径超过2.0μm，伸长率(el)低于15.0％。另外，比较例13、14、16中，回火马氏体的平均晶体粒径超过2μm，伸长率(el)低于15.0％。比较例18中，未再结晶铁素体的体积分率超过5％，伸长率(el)低于15.0％。
比较例19中，回火马氏体的平均晶体粒径超过2μm，未再结晶铁素体的体积分率超过5％，伸长率(el)低于15.0％，耐延迟断裂特性差。比较例20中，铁素体的体积分率低于45％，平均晶体粒径超过3μm，另外，回火马氏体的体积分率超过55％，平均晶体粒径超过2μm，伸长率(el)低于15.0％，耐延迟断裂特性差。
比较例21中，铁素体的体积分率超过65％，平均晶体粒径超过3μm，另外，回火马氏体的体积分率低于35％，拉伸强度(ts)低于1150mpa，伸长率(el)低于15.0％。比较例22中，铁素体的体积分率超过65％，另外，回火马氏体的体积分率低于35％，拉伸强度(ts)低于1150mpa。比较例23中，回火马氏体的平均晶体粒径超过2μm，拉伸强度(ts)低于1150mpa。
比较例24中，铁素体的体积分率超过65％，平均晶体粒径超过3μm，另外，回火马氏体的体积分率低于35％，拉伸强度(ts)低于1150mpa。比较例25中，回火马氏体的体积分率超过55％，平均晶体粒径超过2μm，伸长率(el)低于15.0％，耐延迟断裂特性差。
比较例26中，铁素体的体积分率超过65％，平均晶体粒径超过3μm，拉伸强度(ts)低于1150mpa。比较例27中，铁素体的体积分率低于45％，另外，回火马氏体的体积分率超过55％，平均晶体粒径超过2μm，伸长率(el)低于15.0％，耐延迟断裂特性差。
比较例28、29中，回火马氏体的平均晶体粒径超过2μm，伸长率(el)低于15.0％，耐延迟断裂特性差。